賀文燮 ,甄 真 ,王 鑫 ,彭 超 ,牟仁德 ,何利民 ,黃光宏,許振華*

（1.貴陽(yáng)航發(fā)精密鑄造有限公司，貴陽(yáng) 550014；2.中國(guó)航發(fā)北京航空材料研究院 航空材料先進(jìn)腐蝕與防護(hù)航空科技重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100095）

熱障涂層技術(shù)是一種將耐高溫、高隔熱陶瓷材料沉積在合金基體表面的高溫防護(hù)技術(shù)，其可以有效降低熱端部件表面溫度，提高基體材料耐高溫氧化腐蝕性能，提升發(fā)動(dòng)機(jī)的推重比和熱效率，延長(zhǎng)高溫高應(yīng)力狀態(tài)下熱端部件的使用壽命[1-2]。目前作為熱障涂層的黏結(jié)層體系主要包括兩類(lèi)：包覆型的MCrAIY（M=Ni、Co）涂層和擴(kuò)散型的（Ni，Pt）Al）涂層（簡(jiǎn)稱鉑鋁黏結(jié)層）[3]。由于鉑鋁涂層的高溫抗氧化腐蝕特性較為優(yōu)異，常作為抗氧化涂層或熱障涂層黏結(jié)層應(yīng)用于航空發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪葉片的高溫防護(hù)涂層中[4]。Pt 元素改性的鋁化物涂層具有能夠提高涂層的組織穩(wěn)定性、改善氧化膜的自愈合能力、降低元素互擴(kuò)散速率等特點(diǎn)，顯著提高渦輪葉片的壽命，因此鉑鋁涂層被廣泛應(yīng)用于國(guó)內(nèi)外的航空發(fā)動(dòng)機(jī)[3-6]。

作為熱障涂層黏結(jié)層，對(duì)鉑鋁黏結(jié)層的制備工藝、元素成分、相結(jié)構(gòu)等提出了精細(xì)化的控制要求。早期文獻(xiàn)報(bào)道[7-10]，根據(jù)制備工藝的不同，鉑鋁黏結(jié)層的微觀結(jié)構(gòu)可分為兩類(lèi)：（1）黏結(jié)層外層由單一的β-（Ni，Pt）Al 相組成的富鋁區(qū)組成，黏結(jié)層擴(kuò)散區(qū)由合金基體中的Ni，Co，Cr，W 等元素與黏結(jié)層外層區(qū)域的互擴(kuò)散形成。鉑鋁黏結(jié)層中鉑改性元素溶于β-鋁化物中，具有這種結(jié)構(gòu)的鉑鋁黏結(jié)層一般采用高溫低活性滲鋁工藝制備。（2）黏結(jié)層由β-（Ni，Pt）Al 和PtAl2組成的富鋁區(qū)組成，白色相為PtAl2。黏結(jié)層最外層一般由（Ni，Pt）Al 和PtAl2相組成，中間層為（Ni，Pt）Al 相，與合金基體接觸的結(jié)合層內(nèi)層為擴(kuò)散區(qū)，而Pt 主要在涂層表面積聚。此種微觀結(jié)構(gòu)一般采用低溫高活度的滲鋁工藝制備，其具有良好的抗氧化性能，但表面的脆性相使其不適合使用于熱障涂層黏結(jié)層體系中。由于制備工藝技術(shù)的差異，報(bào)道中的鉑鋁黏結(jié)層具有不同的物相結(jié)構(gòu)，對(duì)于熱障涂層熱循環(huán)壽命的影響尚需進(jìn)一步研究。另一方面，針對(duì)長(zhǎng)壽命鉑鋁黏結(jié)層物的電子束物理氣相沉積（EB-PVD）熱障涂層的研究較少[11-12]。本工作以長(zhǎng)壽命熱障涂層為目標(biāo)，精細(xì)化調(diào)控鉑鋁黏結(jié)層制備工藝并采用EBPVD 法制備氧化釔部分穩(wěn)定化的氧化鋯（YSZ）陶瓷面層，最終對(duì)涂層的熱循環(huán)性能及其失效模式開(kāi)展研究。

本工作在鎳基單晶高溫合金基體上采用化學(xué)氣相沉積法（CVD）制備鉑鋁金屬黏結(jié)層，并采用EB-PVD 制備YSZ 陶瓷面層，開(kāi)展鉑鋁黏結(jié)層體系EB-PVD 熱障涂層的熱循環(huán)性能和熱障涂層剝落失效行為研究。通過(guò)研究失效過(guò)程中TGO、黏結(jié)層和陶瓷層內(nèi)部及相關(guān)界面的顯微組織形貌和元素分布演變，以及制備態(tài)和熱循環(huán)后的TGO 層應(yīng)力水平變化，尋找延長(zhǎng)熱障涂層熱循環(huán)壽命的工藝控制途徑。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料和涂層的制備方法

實(shí)驗(yàn)采用尺寸為30 mm×10 mm×1.5 mm 的鎳基單晶高溫合金試片，其名義元素成分如表1 所示。首先合金基體經(jīng)過(guò)濕吹砂、超聲清洗、去離子水沖洗、酒精浸泡和烘干等前處理步驟后，在合金基體表面采用電鍍工藝制備出厚度約為5～6 μm 的Pt 層后，在1000 ℃真空熱擴(kuò)散處理2 h。隨后采用CVD 工藝滲鋁，其CVD 過(guò)程工藝參數(shù)為：內(nèi)置反應(yīng)器放置99.99%純鋁顆粒、沉積溫度1000 ℃、沉積時(shí)間為4 h、H2氣體流量20 L/min、HCl 氣體流量2 L/min、真空度15 kPa 。接著將鉑鋁涂層試樣置于真空擴(kuò)散爐內(nèi)進(jìn)行1050 ℃/2h 的真空熱處理；最后，采用EB-PVD 工藝制備出YSZ 陶瓷層，EB-PVD 過(guò)程工藝參數(shù)為：基體預(yù)熱溫度900 ℃、沉積溫度為950 ℃、沉積時(shí)間1 h、電子槍的電子束流1.5 A、沉積室的真空度5×10?2Pa。

表1 鎳基單晶高溫合金的元素成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）Table 1 Composition of nickel-based single crystal superalloy（mass fraction/%）

1.2 性能表征

熱障涂層的熱循環(huán)性能測(cè)試參照QAVIC 06016.1—2012《涂層熱震試驗(yàn)方法 第1 部分：高溫爐加熱法》進(jìn)行，測(cè)試條件為1100 ℃，加熱保溫時(shí)間55 min，冷卻時(shí)間5 min。

采用掃描電子顯微鏡（SEM）表征熱障涂層的表面和截面的微觀形貌，用于評(píng)判涂層組織演化和涂層剝落失效后的脫落位置。采用能譜儀（EDS）表征制備態(tài)涂層組織的化學(xué)成分及失效過(guò)程中組織化學(xué)成分演變。使用X-射線衍射儀（XRD），采用CuKα 射線4(°)/min 的速度標(biāo)準(zhǔn)對(duì)鉑鋁黏結(jié)層的進(jìn)行相結(jié)構(gòu)分析。通過(guò)激光拉曼測(cè)試技術(shù)（拉曼HR800），采用綠光Ar+激光源（波長(zhǎng)514.5 nm，檢測(cè)熒光信號(hào)687～700 nm）表征熱障涂層熱循環(huán)過(guò)程中TGO 層的殘余應(yīng)力。

2 結(jié)果與討論

2.1 相結(jié)構(gòu)和顯微組織分析

圖1 為沉積態(tài)鉑鋁黏結(jié)層的XRD 譜圖，由圖1可知，鉑鋁的相結(jié)構(gòu)為均質(zhì)的兩相結(jié)構(gòu)，即：β-（Ni，Pt）Al 相和PtAl2相。該相組成主要與Pt 層厚度、真空熱擴(kuò)散條件、CVD 沉積溫度、氣態(tài)前驅(qū)體的活性等關(guān)鍵參數(shù)密切相關(guān)。CVD 鉑鋁粘結(jié)層的形成過(guò)程主要包括四個(gè)階段：（1）金屬Al 顆粒與HCl 氣體在高溫下發(fā)生化學(xué)反應(yīng)，形成活性的AlClx前驅(qū)體；（2）含有活性[Al]原子的氣態(tài)前驅(qū)體在一定真空度和H2載氣的作用下輸送至合金基體表面；（3）活性[Al]原子吸附在合金表面，同時(shí)合金基體的活性表面積減少；（4）吸附后的活性[Al]原子與擴(kuò)散至合金表面的（Ni，Pt）固溶體或Pt 原子結(jié)合，從而形成β-（Ni，Pt）Al 相和PtAl2相[10]。β-（Ni，Pt）Al 的存在既可以改善涂層的高溫抗氧化腐蝕性能，又可以為保護(hù)性氧化膜提供充足的Al 源[13]。PtAl2相具有良好的高溫抗靜態(tài)氧化能力，一般而言，PtAl2相氧化增重初期主要來(lái)自于θ-Al2O3的生成，很快θ-Al2O3轉(zhuǎn)變?yōu)棣?Al2O3且增重趨于平緩，但是PtAl2相的抗循環(huán)氧化能力不佳[14]。

圖1 沉積態(tài)鉑鋁黏結(jié)層的XRD 相結(jié)構(gòu)測(cè)試Fig.1 Phase of the as-deposited（Ni，Pt）Al bond coat by XRD

圖2 為沉積態(tài)鉑鋁黏結(jié)層的表面和橫截面SEM 形貌圖以及相關(guān)區(qū)域的EDS 譜圖。由圖2（a）的結(jié)果可知，黏結(jié)層的表面組織結(jié)構(gòu)較為完整均勻且密實(shí)，涂層表面呈現(xiàn)出一定程度的波動(dòng)起伏，局部位置的晶粒展示出凸起狀態(tài)，但涂層表面形貌未觀察到顯微裂紋、孔洞、褶皺、起皮剝落等缺陷，該顯微形貌在高溫和燃?xì)鉄岣g工況條件下可提升合金基體材料的高溫抗氧化腐蝕性能。與早期實(shí)驗(yàn)結(jié)果不同的是[15-16]，本實(shí)驗(yàn)的鉑鋁黏結(jié)層沒(méi)有形成明顯的晶粒晶界“背脊”，晶粒和晶界也沒(méi)有明顯的晶粒富集現(xiàn)象。這可能是由于在鉑鋁黏結(jié)層形成過(guò)程中，涂層表面富集的Pt 原子與含有[Al]的活性前驅(qū)體擇優(yōu)發(fā)生化學(xué)反應(yīng)，形成了富Al 的PtAl2相。由于PtAl2相與β-（Ni，Pt）Al 相的晶體結(jié)構(gòu)不同，涂層表面顯微形貌也存在一定的差異性。據(jù)早期文獻(xiàn)資料報(bào)道[11，17]，單一的β-（Ni，Pt）Al 相黏結(jié)層表面固有的晶粒晶界“背脊”形貌，在高溫?zé)岜┞哆^(guò)程易于在熱障涂層體系的熱生長(zhǎng)氧化物（TGO）層處形成波動(dòng)褶皺形貌，誘導(dǎo)TGO 層的內(nèi)應(yīng)力積聚和松弛，從而導(dǎo)致涂層界面處顯微裂紋的萌生、滋長(zhǎng)和擴(kuò)展，并最終引起熱障涂層體系陶瓷層的過(guò)早剝落失效。由圖2（b）可知，黏結(jié)層總體上主要由兩部分組成，即：涂層區(qū)和擴(kuò)散區(qū)兩層，涂層區(qū)內(nèi)又分為三層，外層主要為PtAl2相，中 間 層 主 要 為PtAl2相 和β-（Ni，Pt）Al 相，內(nèi)層主要為均質(zhì)的β-（Ni，Pt）Al 相。該現(xiàn)象與圖1 的結(jié)果相一致。同時(shí)，黏結(jié)層內(nèi)未觀察到顯微裂紋的產(chǎn)生，黏結(jié)層與合金基體的界面無(wú)分離等缺陷。由黏結(jié)層的表面（區(qū)域“A”）和橫截面（區(qū)域“B”）EDS 結(jié)果（圖2（c）和圖2（d））可知，沉積態(tài)的鉑鋁黏結(jié)層的元素主要包括Ni、Pt、Al、Cr 和Co 元素。其中Al 元素和Pt 元素的含量檢測(cè)結(jié)果分別為27.6%～29.2%和27.5%～28.3%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）（如表2 所示），該Al 元素和Pt 元素含量可為改善涂層的高溫抗氧化腐蝕性能提供保障。

圖2 鉑鋁黏結(jié)層（a）表面微觀組織形貌；（b）橫截面微觀組織形貌；（c）區(qū)域“A”的EDS 譜圖；（d）區(qū)域“B”的EDS譜圖Fig.2 As-deposited（Ni，Pt）Al bond coats（a）SEM images of surface；（b）SEM images of cross section；（c）corresponding EDS spectra of areas A；（d）EDS spectra of areas B

表2 沉積態(tài)鉑鋁黏結(jié)層的元素含量（重量分?jǐn)?shù)/%）Table 2 Composition of as-deposited（Ni，Pt）Al coating（mass fraction/%）

圖3 所示為沉積態(tài)YSZ 陶瓷層的表面和橫截面SEM 形貌圖。由圖3（a）中的結(jié)果可知，陶瓷層表面呈現(xiàn)凹凸不平的“花菜”狀和“金字塔”狀，這是EB-PVD 工藝制備陶瓷涂層所具有的典型微觀結(jié)構(gòu)。同時(shí)，陶瓷層的橫截面可觀察到典型的垂直于黏結(jié)層界面的柱狀晶組織。陶瓷涂層和鉑鋁黏結(jié)層厚度分別為71.4 μm 和27.1 μm。在界面處的陶瓷層與黏結(jié)層冶金結(jié)合，而柱狀晶每個(gè)晶粒具有較大的縱橫比，晶粒和晶粒之間互相獨(dú)立，相鄰的晶粒之間存在孔隙。正是由于這種特殊的微觀結(jié)構(gòu)，使得EB-PVD 技術(shù)制備的熱障涂層具有較低的平面彈性模量。在服役過(guò)程中，柱狀晶間隙使得涂層本身具有一定的應(yīng)變?nèi)菹?，從而獲得較高的熱循環(huán)壽命[18]。另一方面，陶瓷涂層微觀組織柱狀晶由具有不同取向的亞晶組成，各個(gè)晶粒間隙中存在大量分布的毛細(xì)結(jié)構(gòu)，進(jìn)一步緩解其在服役過(guò)程中熱應(yīng)力的聚集，避免陶瓷涂層的開(kāi)裂剝落。

圖3 YSZ 陶瓷層的SEM 形貌圖（a）表面；（b）橫截面Fig.3 SEM images of microstructures of as-deposited YSZ ceramic coatings（a）surface；（b）cross sectional

2.2 熱循環(huán)評(píng)價(jià)和失效行為

2.2.1 宏觀形貌

圖4 所示為（Ni，Pt）Al/YSZ 熱障涂層熱循環(huán)前、后的試樣宏觀形貌。由圖4（a）可知，陶瓷涂層已均勻、完整地涂覆在基體合金的表面，陶瓷涂層表面均質(zhì)連續(xù)，未觀察到開(kāi)裂、剝落、翹皮、邊緣翹曲、云狀飛濺點(diǎn)、顆粒狀凸起飛濺點(diǎn)等缺陷。經(jīng)過(guò)500 h 高溫?zé)嵫h(huán)測(cè)試后，試片邊緣的陶瓷層觀察到了涂層剝落，呈現(xiàn)出片層狀的剝落現(xiàn)象，并伴有周邊的起皺和翹皮，由此可見(jiàn)裂紋主要是由剝落位置為中心向試樣中間方向擴(kuò)展。

圖4 熱障涂層試樣的宏觀形貌圖（a）沉積態(tài)；（b）熱循環(huán)失效態(tài)Fig.4 Morphologies of TBC（a）as-deposited；（b）after cyclic oxidation

此外，由圖4（b）可發(fā)現(xiàn)，陶瓷涂層剝落的位置可見(jiàn)非正常氧化造成的綠色氧化斑。不同的是，裸露的黏結(jié)層表面未觀察到明顯的多邊形網(wǎng)格狀組織結(jié)構(gòu)，晶粒晶界“背脊”形貌比較模糊。陶瓷涂層在熱循環(huán)過(guò)程中產(chǎn)生的早期剝落現(xiàn)象，可能與熱障涂層體系層間熱膨脹不匹配引起的殘余應(yīng)力積聚和應(yīng)力應(yīng)變快速松弛有關(guān)[19]。一般而言，如果黏結(jié)層與陶瓷層間的熱膨脹系數(shù)差異性增大，將易于造成熱暴露過(guò)程中形成的TGO層內(nèi)應(yīng)力的增加和張應(yīng)力松弛釋放速率變大，從而加速涂層樣品在熱循環(huán)測(cè)試階段的冷卻過(guò)程中，黏結(jié)層與TGO 層或者TGO 層與陶瓷層的界面處誘導(dǎo)形成顯微裂紋的萌生、滋長(zhǎng)和延伸，造成層間界面分離和陶瓷層剝落[16，20-21]。

2.2.2 微觀形貌

圖5 所示為熱障涂層試樣經(jīng)200 次循環(huán)氧化后的SEM 顯微形貌。由圖5 中的結(jié)果可知，涂層表面沿著柱狀晶間的間隙已形成較多的顯微裂紋，且各裂紋間呈現(xiàn)橋聯(lián)搭接的狀態(tài)。經(jīng)檢測(cè)，顯微裂紋的寬度約為14.8～22.5 μm 之間。雖然經(jīng)過(guò)了200 h 的高溫循環(huán)氧化，陶瓷層局部位置出現(xiàn)了部分致密化、燒結(jié)的現(xiàn)象，但是陶瓷層表面仍然存在典型的柱狀晶“花菜”狀微觀形貌，表明該顯微組織有利于提升熱障涂層的高溫抗剝落性能。

圖5 熱循環(huán)200 次后的涂層表面SEM 形貌（a）低倍；（b）高倍Fig.5 SEM surface morphologies of TBCs after cyclic oxidation for 200 cycles（a）low magnification；（b）high magnification

經(jīng)500 h 熱循環(huán)測(cè)試后，熱障涂層試樣剝落失效的表面形貌和相關(guān)區(qū)域的化學(xué)成分如圖6 所示。由圖6 中的結(jié)果可知，雖然陶瓷涂層柱狀晶間的晶界已經(jīng)基本上消失，但是在圖6（a）和圖6（b）中仍然可以在局部位置觀察到“花菜”狀的表面形貌，只是YSZ 涂層的柱晶晶界比較密集和呈現(xiàn)了部分致密化現(xiàn)象。此外，陶瓷涂層的表面存在寬約5～20 μm 的微觀裂紋，其可能的原因是在加熱的過(guò)程中涂層頂部承受著拉伸應(yīng)力的作用。微觀裂紋在一定程度上可以在陶瓷涂層內(nèi)釋放應(yīng)力，所以微觀裂紋在柱狀晶間容易產(chǎn)生[22]。當(dāng)微觀裂紋的擴(kuò)展延伸幅度不大時(shí)，適度的微觀裂紋存在將有利于延長(zhǎng)熱障涂層的熱循環(huán)壽命[23]。仔細(xì)觀察圖6（c）后發(fā)現(xiàn)，裸露的氧化態(tài)黏結(jié)層表面呈現(xiàn)出少量的晶粒晶界“背脊”形貌，其產(chǎn)生的原因可能是黏結(jié)層中的PtAl2為脆性相，在冷熱交替的高溫?zé)嵫h(huán)過(guò)程中，PtAl2相易于引起顯微裂紋的滋長(zhǎng)和擴(kuò)展，從而導(dǎo)致涂層剝落失效的位置出現(xiàn)在黏結(jié)層內(nèi)部，也就是黏結(jié)層表面下方的幾個(gè)微米處。陶瓷層脫落后裸露出的黏結(jié)層表面局部位置含有β-（Ni，Pt）Al 相，且晶粒晶界處應(yīng)該有Al 元素的富集。

圖6 熱障涂層的熱循環(huán)失效位置（a）～（c）SEM 微觀形貌；（d）區(qū)域“A”的EDS 譜圖；（e）區(qū)域“B”的EDS 譜圖；（f）區(qū)域“C”的EDS 譜圖Fig.6 Spallation area of TBCs（a）-（c）SEM images；（d）EDS spectra of area “A”；（e）EDS spectra of area “B”；（f）EDS spectra of area “C”

由區(qū)域“A”的EDS 結(jié)果（圖6（d））可知，該區(qū)域的涂層元素成分主要為Ni、Al、Cr、Co、Pt 等元素，符合沉積態(tài)鉑鋁黏結(jié)層的化學(xué)元素組分。因此可推測(cè)陶瓷涂層的剝落位置主要出現(xiàn)在金屬黏結(jié)層的內(nèi)部，而不是陶瓷涂層內(nèi)部。由區(qū)域“B”的EDS 譜圖（圖6（e））可知，該位置的涂層成分主要由Al、O、Cr 和Ni 元素組成，其中Al 和O 元素的含量較高，測(cè)試結(jié)果分別為45.0%和45.9%，該區(qū)域的化學(xué)成分和元素含量表明剝落位置可能主要出現(xiàn)在TGO 層與陶瓷涂層的界面處和其內(nèi)部。由區(qū)域“C”的EDS 結(jié)果（圖6（f））可知，該剝落區(qū)域的涂層成分主要含有Al、O、Cr、Co、Ni 和Pt元素，其中Ni 和Al 元素的含量分別為61.4%和15.4%，其他元素的含量較少，表明剝落位置可能出現(xiàn)在在TGO 層/黏結(jié)層的界面或者TGO 層的內(nèi)部。綜合分析圖6（d）至圖6（f）的結(jié)果，熱循環(huán)過(guò)程中，大氣中的氧元素沿著柱狀晶的晶界或間隙內(nèi)擴(kuò)散進(jìn)入黏結(jié)層表面所引起的氧化和體積膨脹行為，也可能是導(dǎo)致陶瓷層過(guò)早剝落失效的影響因素。同時(shí)，黏結(jié)層表面高溫氧化而誘導(dǎo)脆性PtAl2相的快速失穩(wěn)、β→γ′相變產(chǎn)生和黏結(jié)層/TGO 層界面處微觀裂紋的滋長(zhǎng)是引起熱障涂層體系在界面處剝落失效的主要原因之一[14,24-25]。

2.2.3 TGO 層壓應(yīng)力

一般而言，熱暴露過(guò)程中熱障涂層體系TGO層的應(yīng)力應(yīng)變行為和應(yīng)力分布狀態(tài)通常被用于分析陶瓷涂層的界面失效行為。隨著1100 ℃熱循環(huán)時(shí)間的增加，TGO 層的厚度增加并且導(dǎo)致其應(yīng)力水平在一定程度上波動(dòng)演變。圖7 為T(mén)GO 層的殘余壓應(yīng)力隨熱循環(huán)次數(shù)增加的變化曲線，由圖7 的結(jié)果可知，隨著熱循環(huán)次數(shù)的增加，TGO 層承受的壓應(yīng)力值首先逐漸減小，其可能的原因是脆性PtAl2相滋長(zhǎng)了少量顯微裂紋和混合氧化物區(qū)的塑性變形而導(dǎo)致應(yīng)力松弛。然而，當(dāng)熱循環(huán)從50 次增加到100 次后，TGO 層的壓應(yīng)力值隨之增大，其主要原因是TGO 層內(nèi)富集的混合氧化物或尖晶石相大量形成，內(nèi)應(yīng)力過(guò)度積聚所造成。然而，熱循環(huán)次數(shù)大于100 次后，TGO 層的壓應(yīng)力值反而逐漸減小，表明TGO 層處因波動(dòng)褶皺生長(zhǎng)導(dǎo)致了縱向裂紋的滋長(zhǎng)，當(dāng)裂紋擴(kuò)展到一定程度后，TGO 層/黏結(jié)層的界面處橫向裂紋形成，從而在一定程度上釋放了TGO 層的殘余應(yīng)力[15-16]。

圖7 TGO 層的殘余壓應(yīng)力隨熱循環(huán)次數(shù)增加的變化曲線Fig.7 Compressive stresses at TGO corresponding to the increment of thermal cycles

3 結(jié)論

（1）鉑鋁黏結(jié)層的相結(jié)構(gòu)為均質(zhì)的β-（Ni，Pt）Al 和PtAl2兩相結(jié)構(gòu)。黏結(jié)層的表面組織結(jié)構(gòu)較為完整均勻且密實(shí)，黏結(jié)層表面呈現(xiàn)出一定程度的波動(dòng)起伏，局部位置的晶粒展示出凸起狀態(tài)，但黏結(jié)層表面形貌未觀察到顯微裂紋、孔洞、褶皺、起皮剝落等缺陷。

（2）陶瓷涂層剝落失效后，其表面柱狀晶間的晶界已經(jīng)基本上消失，且涂層的柱晶晶界比較密集，呈現(xiàn)出部分致密化現(xiàn)象。

（3）優(yōu)化控制鉑鋁黏結(jié)層前驅(qū)體活性、Pt/Al 元素含量、抑制脆性PtAl2相生成、改善TGO 層/黏結(jié)層界面韌性和降低TGO 層應(yīng)力應(yīng)變水平是延長(zhǎng)（Ni，Pt）Al/YSZ 熱障涂層熱循環(huán)壽命的重要途徑之一。